KR101819431B1

KR101819431B1 - 냉간압조용 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR101819431B1
Application number: KR1020170144736A
Authority: KR
Inventors: 양요셉; 이재승; 정병인; 이기호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-11-01
Filing date: 2017-11-01
Publication date: 2018-01-16
Also published as: KR20170125775A

Abstract

본 발명은 냉간압조용 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압조 볼트용으로 사용가능한 고탄소강 선재, 이를 이용한 성형품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

냉간압조용 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법 {HIGH-CARBON STEEL WIRE ROD FOR COLD FORGING, PROCESSED GOOD USING THE SAME, AND METHODS FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 냉간압조용 선재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 냉간압조 볼트용으로 사용가능한 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

대부분의 구조용강은 열간 가공 후 재가열, 소입, 소려 처리하여 강도와 인성을 높여 사용하는 조질강(Quenched and Tempered steel)이다.

이와 달리, 비조질강은 상기 조질강을 대신하기 위한 강으로서, 열간 가공 후 별도의 열처리를 행하지 않고서도 열처리한 강의 재질과 거의 유사한 강도 등의 기계적 특성을 얻을 수 있는 강을 일컫는다.

일반적인 선재 제품은 아래와 같은 단계를 거쳐 최종 제품으로 제조된다.

열간압연선재 → 냉간 신선 → 구상화 열처리 → 냉간 신선 → 냉간 압조 → 급냉 및 소려(Q&T) → 제품

반면, 비조질 선재는 열간압연선재 → 냉간 신선 → 냉간 압조 공정을 거쳐 최종 제품으로 제조되는데, 이와 같이 기존 제품 가공 공정에 필요한 두 가지 열처리(구상화 열처리와 Q&T 열처리)를 생략함으로써 소재의 제조 단가를 낮추어 경제성이 우수한 제품을 얻을 수 있는 것이다.

다시 말해서, 비조질강은 열처리 공정을 생략한 경제적인 제품인 것과 동시에, 최종 급냉 및 소려 역시 행하지 않기 때문에 열처리에 의한 결함 즉, 열처리 휨에 의한 직진성이 확보되는 효과가 있어, 많은 제품들에 적용되고 있다.

그런데, 비조질강은 열처리 공정이 생략된 상태에서 지속적인 냉간 가공이 부여되기 때문에, 공정이 진행될수록 제품의 강도는 상승하는 반면, 연성은 지속적으로 하락하는 단점이 있다.

이에, 국내외 선재 제조사들에서는 비조질강의 연성을 개선한 고인성형 비조질강 제조에 기술을 집중하고 있는데, 대표적인 방법으로는 석출물을 이용한 결정립 미세화, 합금원소를 첨가하여 복합 미세조직을 확보하는 방법을 들 수 있다 (예를들어 특허문헌 1과 2).

하지만, 위와 같은 기술들은 비조질강을 구성하는 기본 성분 이외에 추가적인 합금원소를 더 포함하여야 하므로, 이 역시 제조원가를 상승시키는 원인으로 작용하는 문제가 있다.

일본 공개특허공보 제2005-281860호 일본 공개특허공보 제2012-153978호

본 발명의 일 측면은, 냉간압조 볼트용 고탄소강 선재 및 이로부터 제조된 가공품으로서, 기존재 대비 제조원가는 낮추면서 강도 등의 기계적 특성이 동등 이상이면서, 수소지연파괴 저항성이 우수한 가공품을 얻을 수 있는 냉간압조용 고탄소강 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 주상으로 펄라이트를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 선재를 냉간 가공하여 얻은 가공품으로서, 상기 가공품은 주상으로 펄라이트를 포함하고, 초석 페라이트 및 초석 세멘타이트의 분율 합이 35% 이하인 가공품을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 빌렛을 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 90분 이상 유지하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연 후 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 850~950℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취 후 5~10℃/s의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일 측면은, 상기 제조방법에 의해 제조된 냉간압조용 고탄소강 선재를 냉간 압조하는 단계; 상기 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리하는 단계; 상기 오스테나이징 후 50℃/s 이상의 냉각속도로 550~580℃까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 냉각하는 단계를 포함하는 가공품의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 고가의 합금원소를 첨가하지 않고서도 기존 Q&T 열처리 제품 대비 동등 이상의 물성을 갖는 가공품을 제공할 수 있다. 특히, 1000MPa 이상의 강도를 가지면서, 수소지연파괴 저항성이 우수한 특성을 가질 수 있다.

선재를 이용하여 볼트 형상으로 성형하는 제조공정은 일반적으로 제조된 선재를 냉간 신선 → 구상화 열처리(SA) → 냉간 단조 → 퀀칭 및 템퍼링(Q&T) 열처리하는 공정을 거친다. 이때 사용되는 합금은 SCM435 등의 합금강으로서 이러한 합금강에 최종 Q&T 열처리를 행함으로써 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성시켜 강도 등의 물성을 향상시킬 수 있다.

그러나, 위와 같은 합금강은 Cr, Mo 등의 고가 합금원소가 첨가되어 있고, 냉간 가공 이후에 Q&T 열처리가 행해짐에 따라 최종 제품의 제조비용을 상승시켜 제품 경쟁력을 갖기가 쉽지 않다.

이에, 본 발명자들은 상술한 고가 합금원소를 포함하지 않은 일반적인 탄소강을 활용하고자 하였다.

탄소 함량 0.52~0.92% 범위의 탄소강은 기본적으로 연속 변태시 초석 페라이트와 펄라이트로 구성되는 미세조직으로 구성되고, 이때 탄소 함량이 증가할수록 그 조직이 주로 펄라이트로 이루어지는데, 본 발명자들은 이러한 탄소강을 항온 변태 열처리시 변태 노즈 온도에서 유지 후 연속 냉각시 형성되는 조직과는 다른 미세한 펄라이트 조직이 형성됨을 확인하였다. 뿐만 아니라, 항온 변태 열처리 후 형성된 미세한 펄라이트 조직은 연속 변태시에 비해 조직이 미려하여 강도가 높으며, 초석 페라이트의 형성이 미미해져 조직 건전성 측면에서도 유리함을 확인하였다. 특히, 미세한 펄라이트 조직은 확산성 수소를 트랩(trpping)할 수 있는 상(phase) 간 계면이 큰 페라이트와 세멘타이트로 이루어져 있어, 수소지연파괴 저항성을 우수하게 얻을 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명의 일 측면인 냉간압조용 고탄소강 선재에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 냉간압조용 고탄소강 선재는 중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는 본 발명의 선재 성분조성을 위와 같이 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.52~0.92%

탄소(C)는 소재 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소로서, 일 예로 0.1% 첨가시 100MPa까지 강도를 향상시키는 효과가 있다.

본 발명에서 목표로 하는 강도를 충분히 확보하기 위해서는 0.52% 이상으로 C를 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과도하여 0.92%를 초과하게 되면 초석 세멘타이트 등이 형성되어 수소지연파괴 저항성이 열위해지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.52~0.92%로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.2~0.5%

실리콘(Si)은 페라이트 강화 원소로서, 이러한 Si을 0.1% 첨가하는 경우 소재 강도가 14~16MPa 정도 상승하는 것으로 알려져 있다. 또한, Si은 세멘타이트 내 고용도가 극히 낮아 페라이트 내부 또는 페라이트와 세멘타이트 계면에 존재하는 특성이 있다.

본 발명에서 목표로 하는 강도 확보를 위해서는 0.2% 이상으로 Si을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과도하여 0.5%를 초과하게 되면 페라이트상 경화에 따른 인성 감소로 인하여 가공성을 열화시킬 가능성이 높아지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.2~0.5%로 제한함이 바람직하다.

Mn: 1.5~3.0%

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 이러한 Mn을 0.1% 첨가하는 경우 소재 강도가 20~25MPa 정도 상승하는 것으로 알려져 있다. 또한, Mn은 강한 소입성 원소로서, 항온 변태 열처리시 초석 페라이트 또는 초석 세멘타이트 형성을 억제하는데에 중요한 원소이다.

본 발명에서는 목표로 하는 강도를 확보하면서 초석 상(phase)의 형성을 충분히 억제하기 위하여 1.5% 이상으로 Mn을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 중심부 Mn 편석 등이 강하게 형성됨에 따라 수소지연파괴 저항성이 열위하고, 냉간단조시 균열 등이 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 1.5~3.0%로 제한함이 바람직하다.

P 및 S: 각각 0.015% 이하

인(P)과 황(S)은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로서, 소재의 연성 확보 측면에서 그 함량을 0.015% 이하로 제한함이 바람직하다.

특히, P은 결정립계에 편석되어 인성을 저해하고 수소지연파괴 저항성을 현저히 저하시키므로 가능한 한 낮게 제어함이 바람직하다.

S 역시 입계에 편석되어 인성을 저하시키고 저융점 유화물을 형성시켜 열간압연성을 저해하는 문제가 있으므로 그 함량을 가능한 한 낮게 제어함이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재는 미세조직으로 펄라이트를 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명은 상술한 냉간압조용 고탄소강 선재를 가공하여 얻은 가공품을 제공한다.

보다 구체적으로, 본 발명의 가공품은 상기 선재를 냉간 가공 후 열처리함으로써 얻어지는 것으로서, 주상으로 펄라이트를 포함하면서, 초석 상 즉, 초석 페라이트 및 초석 세멘타이트를 면적분율 합 35% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

이와 같이 최종 제품 즉, 가공품의 미세조직으로 펄라이트를 형성함으로써, 1000MPa 이상의 고강도는 물론이고, 수소지연파괴 저항성을 우수하게 확보할 수 있다.

기존 가공 후 Q&T 열처리를 행함으로써 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는 제품과는 달리 본 발명의 가공품은 확산성 수소를 트랩(trap)할 수 있는 페라이트와 세멘타이트 계면을 다수 확보함으로써, 수소지연파괴 저항성 시험시 침적시간 100Hr 내에도 파괴가 발생하지 않는 효과를 얻을 수 있다.

한편, 상기 본 발명 가공품의 미세조직 중 초석 페라이트와 초석 세멘타이트의 면적분율 합이 35%를 초과하게 되면 수소 트랩 사이트가 적어져 수소지연파괴 저항성이 열위하는 문제가 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 냉간압조용 고탄소강 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재는 상술한 성분조성의 빌렛을 준비한 후, 이를 가열 및 유지 - 열간압연 - 권취 - 냉각 공정을 거쳐 제조될 수 있다.

먼저, 빌렛 가열은 선재를 생산하는 가열로에 장입하여 일정온도로 가열 및 유지하는 공정으로서, 이 공정을 통해 기지 내 존재하는 세멘타이트 등을 용융시킬 수 있다.

이때, Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위로 가열한 후 그 온도에서 90분 이상 유지하는 것이 바람직하다.

즉, 오스테나이트 단상역에서 빌렛을 유지시키는 것으로서, 상기 온도범위는 오스테나이트 결정립이 조대화되지 않는 범위이며, 잔존하는 조대 세멘타이트 제거에 효과적인 범위이다.

상기 가열 및 유지 온도가 Ae3+250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 되어 냉각 후 형성되는 최종 미세조직이 조대화될 우려가 있으며, 반면 Ae3+150℃ 미만이면 가열에 의한 효과를 얻을 수 없게 되는 문제가 있다.

상술한 온도범위에서 유지시 그 시간이 90분 미만이면 잔존하는 탄화물이 충분히 용해되지 못하게 된다. 다만, 너무 장시간 유지시 생산성이 현저히 감소하는 문제가 있으므로 그 상한을 120분으로 한정함이 바람직하다.

보다 유리하게는 1000~1100℃에서 가열 및 유지를 행할 수 있다.

상술한 조건으로 가열 및 유지된 빌렛을 조압연 및 마무리 열간압연하여 선재 형상으로 제조함이 바람직하다.

이때, 마무리 열간압연은 Ae3+100℃ 이상에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 마무리 열간압연이 Ae3+100℃ 미만에서 행해지면 압연 중 변형에 의한 미세조직이 출현하며, 초석 페라이트 또는 초석 세멘타이트 상이 형성될 가능성이 높으므로 바람직하지 못하다. 보다 유리하게는 900~1000℃에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.

한편, 마무리 열간압연시 입측온도를 Ae3+100℃~Ae3+150℃로 제어하는 것이 바람직한데, 이는 후속공정으로서 냉각하여 권취함에 있어서 권취온도를 고온에서 제어할 때 재질 편차를 최소화시키기 위함이다.

상기에 따라 마무리 열간압연하여 얻은 선재를 냉각한 후 850~950℃에서 권취공정을 행함이 바람직하다.

이때, 권취온도가 850℃ 미만이면 권취시 선재코일의 권취형상이 불량해져 작업성에 악영향을 끼칠 우려가 있으며, 반면 권취온도가 950℃를 초과하게 되면 고온 노출시간이 길어져 표면부 탈탄 등의 열화 조직이 형성되어 물성저하가 발생하는 문제가 있다.

상술한 온도범위에서 권취를 행한 후 5~10℃/s의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계를 거쳐 본 발명의 냉간압조용 고탄소강 선재를 제조할 수 있다.

이때, 냉각은 스텔모아 냉각대에서 행해질 수 있는데, 이때의 냉각속도는 선재 직경에 따라 다르게 적용할 수 있다.

본 발명과 같이 직경 13mm 이상의 대경 선재를 제조하는 경우에는 5~10℃/s의 냉각속도로 냉각을 실시함이 바람직한데, 만일 냉각속도가 5℃/s 미만이면 초석 페라이트 및 초석 세멘타이트가 형성되어 이들의 분율이 5% 이상으로 높아지는 문제가 있다.

또한, 냉각종료온도가 500℃를 초과하더라도 균일한 펄라이트 조직이 아닌 초석 페라이트 등이 형성될 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

본 발명은 상술한 제조방법에 의해 제조된 본 발명의 선재를 이용하여 가공품을 얻을 수 있다.

이때, 가공품은 냉간 압조한 후 열처리를 행함으로써 제조할 수 있으며, 이때의 열처리는 기존의 Q&T 열처리가 아닌 항온 변태 열처리를 행하는 것이 바람직하다.

이러한 항온 열처리시 매질로는 납(lead)을 사용할 수 있으나, 이에 한정하는 것은 아니다.

구체적으로, 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리한 다음, 50℃/s 이상의 냉각속도로 변태 노즈 구간인 550~580℃까지 1차 냉각한 후 그 온도에서 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 최종 냉각하는 단계를 거치는 것이 바람직하다.

통상적으로 상기 냉간 압조 이전에 신선 및 구상화 열처리(SA, Spheroidized Annealing)를 행할 수 있으며, 그 조건에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 일 예로, 30%의 총감면량으로 신선을 행할 수 있으며, 구상화 열처리(SA)는 760℃에서 6시간 유지 후 노냉하는 공정을 적용할 수 있다.

상기 냉간 압조 이후 고온가열시 그 온도가 950℃ 미만이면 유지 시간이 크게 늘어나 경제적으로 불리해지는 문제가 있으며, 반면 1000℃를 초과하게 되면 스케일의 증가와 함께 오스테나이트 결정립 크기가 조대해져 연성을 감소시키는 문제가 있다.

위와 같은 조건으로 고온가열을 행한 후 항온 변태 온도 영역에서 유지하는 것이 바람직한데, 그때의 온도가 550℃ 미만이면 가공품의 미세조직으로 상부 베이나이트 상이 형성되어 목표 강도를 달성할 수 없게 되며, 반면 580℃를 초과하게 되면 조대한 펄라이트가 형성되어 수소지연파괴 저항성 향상 효과가 미미해지는 문제가 있다.

한편, 상기 고온가열 온도 영역에서 항온 변태 온도 영역으로의 냉각시 50℃/s 이상의 냉각속도로 강냉을 행하는 것이 바람직한데, 만일 냉각속도가 50℃/s 미만이면 페라이트 및 조대 펄라이트의 생성이 유도되어 강도저하가 발생하게 되므로 바람직하지 못하다.

이와 같이 냉간 압조 후 항온 변태 열처리를 행함으로써 얻은 본 발명의 가공품은 1000MPa 이상의 인장강도, 보다 바람직하게 1000~1350MPa의 강도 확보가 가능할 뿐만 아니라, 수소를 효과적으로 트랩할 수 있는 미세조직이 형성됨에 따라 수소지연파괴 저항성을 우수하게 확보할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용강을 300톤 출강한 후 통상의 조건으로 압연하여 각각의 빌렛을 제조하였다. 이후, 각각의 빌렛을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 가열 및 유지한 후 열간압연한 다음, 최종 권취 및 냉각하여 선재를 제조하였다. 이 중 발명강에 해당하는 선재들은 최종 사상압연기 통과시 직경이 13mm 이었다.

이후, 제조된 각각의 선재에 대해 미세조직을 관찰하고, 인장강도와 단면감소율(RA)을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

강종	성분조성 (중량%)
강종	C	Si	Mn	Cr	Mo	P	S
비교강1	0.35	0.21	2.00	1.0	0.2	0.012	0.010
비교강2	0.35	0.21	2.10	1.0	0.2	0.012	0.010
발명강1	0.52	0.20	1.75	-	-	0.011	0.012
발명강2	0.62	0.22	1.65	-	-	0.011	0.012
발명강3	0.73	0.21	1.50	-	-	0.012	0.010
발명강4	0.81	0.22	1.70	-	-	0.011	0.011
발명강5	0.92	0.20	1.75	-	-	0.012	0.010
비교강3	0.52	0.10	1.80	-	-	0.010	0.011
비교강4	0.52	0.08	1.80	-	-	0.012	0.012
발명강6	0.52	0.20	1.70	-	-	0.012	0.012
발명강7	0.52	0.20	2.10	-	-	0.011	0.011
비교강5	0.52	0.20	3.50	-	-	0.012	0.012

강종	제조조건				물성			구분
강종	가열/유지 (℃)/(min)	열간압연 (℃)	권취온도 (℃)	냉각속도 (℃/s)	미세조직 (%)	TS (MPa)	RA (%)	구분
비교강1	1110/80	960	832	0.7	'/P80+B20	985	28	비교예1
비교강2	1100/100	950	830	0.7	'/P80+B20	985	28	비교예2
발명강1	1030/100	980	880	8.0	'35+P65	845	51	발명예1
발명강2	1030/100	980	881	8.0	a'15+P85	836	44	발명예2
발명강3	1030/100	980	882	8.0	'1+P99	1001	30	발명예3
발명강4	1030/100	980	880	8.0	'1.5+P98.5	1082	29	발명예4
발명강5	1030/100	980	883	8.0	'3+P97	1158	27	발명예5
비교강3	1150/80	980	881	8.0	'35+P65	830	52	비교예3
비교강4	1150/90	980	881	8.0	'40+P60	785	55	비교예4
발명강6	1030/100	980	881	8.0	'40+P60	815	51	발명예6
발명강7	1030/100	980	882	8.0	'31+P69	880	48	발명예7
비교강5	1150/85	1000	881	8.0	'2+P98	915	46	비교예5

(상기 표 2에서 미세조직 중 ['/P]는 펄라이트[P] 및 초석 페라이트['] 분율 합을 나타낸 것이며, [B]는 베이나이트, [a'] 초석 세멘타이트를 의미한다.)

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 발명강들은 비교강 1 및 2와 달리 Cr 및 Mo을 첨가하지 않고서도 845~1160MPa 수준의 인장강도를 갖는 것을 확인할 수 있다. 단면감소율의 경우에는 탄소 함량이 높아질수록 낮아지는 것을 확인할 수 있다.

비교강 1 및 2는 SCM435 강종에 해당하는 것으로서, 미세조직이 펄라이트를 주조직으로 하며, 강도가 985MPa 정도였다.

한편, Si 또는 Mn의 함량이 본 발명을 벗어나는 비교강 3 내지 5 중 비교강 3 및 4의 경우에는 초석 페라이트의 분율이 높아 강도가 850MPa 미만이었으며, 비교강 5의 경우에는 펄라이트를 주조직으로 하면서 강도가 915MPa이었다.

상기 각각의 선재에 대해 하기 신선 및 구상화 열처리를 행한 후, 비교예 1 및 2에 대해서는 냉간단조 후 Q&T 열처리를 적용하고, 나머지 발명예 및 비교예들에 대해서는 냉간단조 후 항온 변태 열처리를 적용하여 가공품을 제조하였다.

이때, 신선은 30%의 감면량으로 행하였으며, 구상화 열처리(SA)는 760℃에서 6시간 유지 후 노냉하였다. 또한, 항온 열처리는 매질로 납(lead)을 사용하였다.

상기 각 단계별로 가공을 행한 후 인장강도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

또한, 각각의 가공품에 대해 수소지연파괴 특성을 측정하여, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.

이때, 수소지연파괴 특성은 최종 제품의 인장강도 대비 0.9배의 하중을 부가하고 파손되는 시간을 측정하였으며, 침적 용액으로는 pH가 약 2.0인 시험 용액(H₂0: 2,000cc, CH₃COOH: 80ml, NaCl: 100g)을 사용하였다. 즉, 상기의 용액 내에 시편을 침지시킨 상태에서 하중을 부가한 후 시편이 파손되는 시간을 측정한 것이다.

구분	신선시	SA시	Q&T 열처리시			항온 변태 열처리시
구분	TS (MPa)	TS (MPa)	오스테 나이징	템퍼링	TS (MPa)	오스테 나이징	항온	TS (MPa)
비교예1	1080	598	880℃/1hr	550℃/2hr	1035	-	-	-
비교예2	1080	598	880℃/1hr	480℃/2hr	1242	-	-	-
발명예1	925	589	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	1013
발명예2	1031	608	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	1131
발명예3	1103	615	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	1203
발명예4	1182	628	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	1282
발명예5	1256	640	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	1356
비교예3	908	582	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	988
비교예4	875	573	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	955
발명예6	900	576	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	1000
발명예7	970	594	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	1055
비교예5	1014	638	-	-	-	980℃/5분	560℃/2분	1113

구분	시험 시간 (hr)
구분	20	40	60	80	100
비교예1	×	×	×	×	×
비교예2	×	×	×	×	×
발명예1	×	×	×	×	×
발명예2	×	×	×	×	×
발명예3	×	×	×	×	×
발명예4	×	×	×	×	×
발명예5	×	×	×	×	×
비교예3	×	×	×	×	×
비교예4	×	×	×	×	×
발명예6	×	×	×	×	×
발명예7	×	×	×	×	×
비교예5	×	×	○	○	○

상기 표 3 및 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 선재를 이용하고, 항온 변태 열처리를 적용하여 제조한 가공품(발명예 1 내지 7에 해당)의 경우에는 기존 SCM435 강의 수소 저항성 평가지표인 100시간 동안 미파단 결과와 동일하게 100시간 침적시키더라도 파괴가 발생하지 않음을 확인할 수 있다. 특히, 강도가 1300MPa 이상 확보된 발명예 5의 경우에도 수소지연파괴가 발생하지 아니하였는바 실 제품으로 적용 가능한 것으로 판단할 수 있다.

한편, Mn의 함량이 너무 과도한 비교예 5의 경우에는 40시간 유지까지는 파괴가 발생하지 않았으나, 그 시간 초과 후에는 파단이 발생하였다. 이는 Mn 편석이 영향을 준 것으로 예상된다.

또한, 비교예 3 및 4의 경우 항온 변태 열처리를 행하더라도 최종 제품(가공품)의 강도가 1000MPa 미만으로서 실 사용에 적용되기 어려운 것으로 확인된다.

본 발명에서는 탄소 함량이 0.52% 미만에 해당하는 비교 실시예에 대해서는 제시하지 아니한데, 이는 C 함량 감소에 따른 강도 저하가 Si 또는 Mn 함량 저하에 비해 매우 크기 때문이다. 즉, Si 및 Mn의 함량이 본 발명을 만족하더라도 C의 함량이 0.52% 미만이면 비교예 3 및 4에 비해 최종 제품(가공품)의 강도가 더 낮을 것으로 예측되며, 이는 특별한 실시자료 없이도 충분히 예측 가능한 것이다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.52~0.92%, 실리콘(Si): 0.2~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 Ae3+150℃~Ae3+250℃의 온도범위로 가열하여 90분 이상 유지하는 단계;
상기 가열된 빌렛을 Ae3+100℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 후 냉각하는 단계;
상기 냉각 후 850~950℃에서 권취하는 단계; 및
상기 권취 후 5~10℃/s의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계
를 포함하는 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법.
제 1항에 있어서,
상기 마무리 열간압연시 입측온도를 Ae3+100℃~Ae3+150℃로 제어하는 것인 냉간압조용 고탄소강 선재의 제조방법.
제 1항 또는 제 2항의 제조방법에 의해 제조된 냉간압조용 고탄소강 선재를 냉간 압조하는 단계;
상기 냉간 압조 후 950~1000℃의 온도범위로 가열하여 3~5분간 오스테나이징 처리하는 단계;
상기 오스테나이징 후 50℃/s 이상의 냉각속도로 550~580℃까지 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각 후 2분 이하 동안 항온에서 유지한 후 냉각하는 단계
를 포함하는 가공품의 제조방법.